(57)【要約】  この高強度熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．８〜１．２％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ａｌ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、及びＮ：０．０１％以下を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなり、酸洗後の鋼板表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、グロー放電発光分光分析にて検出されるＡｌの最大濃度が０．７５質量％以下である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．８〜１．２％、
Ｍｎ：１．６〜２．２％、
Ａｌ：０．３０〜０．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、及び
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、
金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなり、
酸洗後の鋼板表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、グロー放電発光分光分析にて検出されるＡｌの最大濃度が０．７５質量％以下であることを特徴とする酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜２．０％、Ｎｉ：０．００２〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｍｏ：０．００２〜１．０％、Ｖ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．００２〜１．０％、Ｚｒ：０．００２〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、及びＢ：０．０００２〜０．００３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項３】
鋼板表面から厚さ２０μｍまでの範囲において、フェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項４】
鋼片をＴ１以下の加熱温度に加熱し、圧下率が８０％以上でありかつ最終温度がＴ２以下の条件で前記鋼片に対して粗圧延を行い、粗圧延材とする工程と、
前記粗圧延材に対してデスケーリングを行い、続いて仕上げ温度を７００〜９５０℃の範囲内とする条件で仕上げ圧延を行い、圧延板とする工程と、
前記圧延板を５〜９０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７５０℃まで冷却し、次に、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で４５０〜７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、
前記熱延鋼板を巻き取る工程を有することを特徴とする酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法。
ただし、Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
ここで、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ、鋼片中のＳｉ濃度（質量％）および鋼片中のＡｌ濃度（質量％）を表す。
【請求項５】
前記鋼片に対して粗圧延を行う工程において、前記鋼片の加熱温度を１２００℃未満とし、前記粗圧延の最終温度を９６０℃以下とし、
前記粗圧延材に対して仕上げ圧延する工程において、前記仕上げ温度を７００〜９００℃とすることを特徴とする請求項４に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法。 
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車などの輸送機器の部品に好適に用いられ、特に引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度の熱延鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２００９年１１月１８日に、日本に出願された特願２００９−２６３２６８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年の社会的要請により、自動車などの輸送機器には質量の低減が強く求められている。自動車などの輸送機器には鋼板が多用されており、軽量化の要請に応えるために、外板（ボディー）や骨格部材に対して高強度材の使用が進められている。アームやホイールディスクなどの足回り部品には、熱延鋼板が用いられているが、これら足回り部品については、剛性の低下による乗り心地への影響が懸念されるため、高強度化による薄肉化は積極的には検討されていなかった。【０００３】
しかし、軽量化への要請が一層強まっており、足回り部品であっても例外ではなくなってきた。例えば、従来、使用される熱延鋼板の引張強さの上限が５９０ＭＰａ級であったが、７８０ＭＰａ級の鋼板の使用も検討され始めている。こうした状況下で、鋼板には、強度に見合った成形性は勿論のこと、疲労特性および耐食性が求められる。【０００４】
これら特性のうち耐食性に関して、従来、剛性を確保するために十分な板厚を有する鋼板が用いられていた。このため、腐食によって板厚が減少しても、部品の特性への影響は小さく、鋼板の耐食性について余り問題視されていなかった。しかし、上述のように部品の薄肉化が指向されており、腐食による板厚の減少を許容するための腐食代が縮小してきた。ここで、腐食代とは、使用中の腐食による金属の減耗分を考慮して設計時に増やしておく厚さである。また、製造コストを削減する目的で、化成処理や塗装の簡略化も想定される。従って、鋼材表面の性状にも、従来に比べて更に注意を払う必要がある。【０００５】
熱延鋼板を足回り部品などに適用する際には、熱延鋼板は、酸洗、塗油後に出荷される。そして、熱延鋼板は、部品に加工された後、化成処理と塗装の工程を経ることが多い。この処理工程において要求される熱延鋼板の特性のうち、特に化成処理性は、鋼板の表面性状の影響を最も受け易く、耐食性に及ぼす影響も大きい。
また、足回り部品などの強度部材には繰り返し応力が負荷されるため、熱延鋼板には疲労特性が要求される。
更には、剪断された端部が加工されることが多いため、熱延鋼板には伸びフランジ性、すなわち穴広げ性も求められることが多くなってきた。【０００６】
これらに加えて、加工時の材料（熱延鋼板）の特性の等方性も、より重要視されるようになってきた。プレス成形性等の異方性が小さければ、成形用ブランク採取の自由度が高まるので、歩留まりの向上が期待できる。
鋼板から成形用のブランクを採取した残りは屑となるため、その屑の発生をできるだけ少なくするようにブランクの割り振りが要求される。しかしながら、鋼板の成形性に異方性がある場合、成形条件の厳しい部品の方向（例えば、より大きく伸ばされる方向）を成形性（例えば、伸び）の劣る方向に割り振ると、成形時の欠陥の発生割合を高めることになる。このため、ブランクの割り振り方向が制約される。その結果、制約が無い場合に比べて、歩留まり（屑発生量の少なさ）が低下する。鋼板の材質が等方性であることが好まれる理由は、こうした事情を反映している。【０００７】
成形時の肌荒れの発生抑制も、要求される特性の一つであり、その対策も求められている。
肌荒れとは、プレス成形後の部品の一部に認められる不良の一つであって、極微細な凹凸が原因であることが良く知られている。肌荒れを解決するためには、素材の表層の結晶粒の圧延方向の長さを極端に大きくしないことが有効な手段の一つであることが知られている。【０００８】
熱延鋼板の酸洗性も重視されるようになってきた。熱延鋼板の酸洗肌（酸洗後の表面性状）には、従来、冷延鋼板のような滑らかさは要求されていなかった。しかし、消費者ニーズの変化などもあり、出来るだけ滑らかであることが好まれる傾向が強まっている。
酸洗肌の滑らかさは、酸洗に用いる塩酸水溶液の塩酸濃度と温度を低くすることによって向上する。しかし、これら条件では何れも生産性が低下するため、これまでよりも酸洗性に優れる熱延鋼板が望まれるに至った。【０００９】
鋼板の疲労特性や伸びフランジ性を向上させる技術は数多く提案されており、本発明者らも、鋼板の化学成分やミクロ組織を最適化する研究を進めてきた。
一方、鋼板の化成処理性は鋼板のＳｉ含有量に依存し、Ｓｉ含有量が多いほど、化成処理性が劣位となることは広く知られている。【００１０】
しかしながら、Ｓｉをフェライト相に固溶させることによって鋼板の高強度化を図る場合、延性の劣化がそれほど大きくならないという特徴が得られる。このため、Ｓｉは、高強度鋼板の製造には出来るだけ活用したい元素である。また、特に、フェライト相とマルテンサイト相のような硬質相とを複合させて高い延性と高強度を兼備した鋼板を製造する場合において、Ｓｉは、所定のフェライト相の分率を確保するためにも有効な元素である。【００１１】
このような背反する要求に応える方法の一つとして、Ｓｉの一部をＡｌで置換する技術が提案されている（例えば特許文献１）。
特許文献１には、１％未満のＳｉと、０．００５〜１．０％のＡｌを含有する高張力熱延鋼板とその製造方法が開示されている。しかし、特許文献１の製造方法は、粗バー（粗圧延材）を加熱する工程を有しており、粗圧延材を加熱することを前提とする製造方法は特殊であって、限られた事業者にしか実施出来ないという問題点がある。
一般に熱延鋼板の製造工程で使用される設備は、加熱炉、粗圧延機、デスケーリング装置、仕上げ圧延機、冷却装置、及び巻取り機から構成される。各設備は最適位置に配置されているため、粗圧延材を加熱することの有益性を享受したくとも、新たに設備を設置するスペースが無いか、又は極めて大掛かりな設備改造が必要となる。このため、粗圧延材を加熱することは、汎用化されるには至っていない。また特許文献１の技術によって得られる鋼板が、どのような化成処理性を有しているかについて記載されていない。【００１２】
一方、特許文献２には、ＳｉとＡｌを含有すると共に化成処理性に優れた熱延鋼板とその製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献２では、Ａｌの含有量の上限値は０．１％に規定されており、それを上回る場合には、理由は定かではないが、耐食性が低下すると記載されている。【００１３】
このように、Ｓｉと共に、少なくとも０．３％以上のＡｌを含有し、かつ優れた化成処理性を有する熱延鋼板や、その製造方法は見当たらない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００６−３１６３０１号公報
【特許文献２】特開２００５−１３９４８６号公報
【非特許文献】
【００１５】
【非特許文献１】Ｍ．Ｎｏｍｕｒａ，Ｉ．Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ，Ｍ．Ｋａｍｕｒａ，Ｓ．Ｋｏｚｕｍａ，Ｙ．Ｏｍｉｙａ：Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ａｎｄ  Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ，  Ｋｏｂｅ  Ｓｔｅｅｌ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ  Ｒｅｐｏｒｔｓ、Ｖｏｌ．５７、Ｎｏ．２（２００７）、７４−７７
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、および成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板およびその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、疲労特性に優れる鋼板としてフェライト相とマルテンサイト相を複合させたＤＰ鋼板を選択し、化学成分と製造条件を広範囲に変化させて機械的性質と化成処理性の評価を行った。その結果、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量を適切な範囲に制御して組み合わせると、機械的性質のみならず、酸洗性、化成処理性、及び耐肌荒れ性も優れた鋼板が得られることを見出し、本発明に至った。【００１８】
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．８〜１．２％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ａｌ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、及びＮ：０．０１％以下を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなり、酸洗後の鋼板表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、グロー放電発光分光分析にて検出されるＡｌの最大濃度が０．７５質量％以下である。
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板では、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜２．０％、Ｎｉ：０．００２〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｍｏ：０．００２〜１．０％、Ｖ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．００２〜１．０％、Ｚｒ：０．００２〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、及びＢ：０．０００２〜０．００３０％から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
鋼板表面から厚さ２０μｍまでの範囲において、フェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であってもよい。【００１９】
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法は、鋼片をＴ１以下の加熱温度に加熱し、圧下率が８０％以上でありかつ最終温度がＴ２以下の条件で前記鋼片に対して粗圧延を行い、粗圧延材とする工程と、前記粗圧延材に対してデスケーリングを行い、続いて仕上げ温度を７００〜９５０℃の範囲内とする条件で仕上げ圧延を行い、圧延板とする工程と、前記圧延板を５〜９０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７５０℃まで冷却し、次に、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で４５０〜７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を巻き取る工程を有する。
ただし、Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
ここで、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ、鋼片中のＳｉ濃度（質量％）および鋼片中のＡｌ濃度（質量％）を表す。
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法では、前記鋼片に対して粗圧延を行う工程において、前記鋼片の加熱温度を１２００℃未満とし、前記粗圧延の最終温度を９６０℃以下とし、前記粗圧延材に対して仕上げ圧延する工程において、前記仕上げ温度を７００〜９００℃としてもよい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の一態様に係る熱延鋼板では、ＳｉとＡｌが適切な前記含有量で含有され、かつ前記条件で製造されているため、機械的性質と共に化成処理性において優れた特性が得られる。特に酸洗後の表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、Ａｌの最大濃度が０．７５質量％以下であるため、Ａｌを含有している酸化物の表面に占める割合が低い。このため、鋼板表面は化成処理液のぬれ性に優れており、優れた化成処理性が得られる。また、デスケーリング性及び酸洗性にも優れるため、より優れた化成処理性が得られる。従って、密着性に優れためっき層や塗膜を鋼板表面に形成でき、優れた耐食性を実現できる。このため、熱延鋼板にめっきや塗装を施して輸送機器の部品に適用する場合、腐食代の低減が可能となり、使用板厚を減少できるため、輸送機器の質量の低減に寄与できる。【００２１】
適切な前記含有量のＳｉを含有しているため、優れた穴広げ性が得られる。このため、加工工程での制約が少なく、熱延鋼板の適用可能範囲が広い。
金属組織は、フェライト相とマルテンサイト相を有し、各相の面積率が適切な前記値に調整されているため、７８０ＭＰａ以上の引張強さ、２３％以上の伸び、および０．４５以上の疲労限度比が得られる。このように機械的特性及び疲労特性に優れるため、足回り部品などの繰り返し応力が負荷される部材への適用も可能である。
また熱延鋼板の機械的性質（強度及び伸び）の異方性が小さく、等方性であるため、加工時のブランク採取を歩留まり良く行うことができる。
このように成形性に優れるため、高強度鋼板であっても、種々の形状の部品への加工が可能である。【００２２】
優れた酸洗性が得られるため、消費者のニーズに対応した滑らかな表面性状が実現できる。また表面性状に優れるため、化成処理や塗装の簡略化が可能であり、熱延鋼板を部品に加工する際の製造コストを削減できる。
また、表層のフェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であるため、表層の結晶粒が圧延方向に長大化することが抑制される。このため、成形時の肌荒れの発生が抑制される。【００２３】
本発明の一態様に係る熱延鋼板の製造方法では、前述した優れた特性を有する熱延鋼板が製造できる。特に、鋼片の加熱温度、粗圧延の終了温度、及び圧延率を適切に前記値に調整することによって、粗圧延後のデスケーリング工程においてスケールを効率よく十分に除去できる。このため、優れた酸洗性を有する熱延鋼板が製造できる。
また、鋼片の加熱温度を１２００℃未満とし、粗圧延の終了温度を９６０℃以下とすることによって、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が細粒化され、成形時の耐肌荒れ性に優れた熱延鋼板を製造できる。
仕上げ圧延の終了温度を９００℃以下にすることによって、強度と延性が等方性である熱延鋼板を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】熱延酸洗後の鋼板表面の酸化物分布を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明を完成するにあたり、本発明者らは、基礎となる鋼板として、疲労特性に優れるＤＰ鋼板を選択し、化学成分と製造条件を広範囲に変化させる実験を行って、機械的性質と化成処理性の評価を行った。
その結果、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量を適切な範囲に制御し、かつ製造条件を適切に調整することによって、機械的性質のみならず、化成処理性も優れた鋼板が得られることを見出した。
まず、そのような研究の結果が得られた知見について具体的に説明する。なお、以下の説明において、成分元素の含有量や濃度の単位は質量％であり、特に説明のない限り、単に％で表す。
【００２６】
Ｃ：約０．０９％、Ｓｉ：０．８５〜１．１５％、Ｍｎ：約２％、Ａｌ：０．２５〜０．４６％、Ｐ：約０．０２％、Ｓ：約０．００２％、及びＮ：約０．００２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋼片を製造した。
得られた鋼片を、１１３０〜１２５０℃に加熱し、粗圧延を行い、デスケーリングを行った。次いで、仕上げ温度を８６０℃として仕上げ圧延を行った。引き続き、７２℃／ｓの平均冷却速度で６３０℃まで一次冷却し、８℃／ｓの平均冷却速度で５９３℃まで二次冷却し、更に７１℃／ｓの平均冷却速度で６５℃まで三次冷却して巻き取り、熱延鋼板を製造した。
【００２７】
このようにして得られた鋼板を酸洗後、その機械的性質を調査した結果、ほぼ全ての鋼板において、強度が７８０ＭＰａ以上、伸びが２３％以上、疲労限度比が０．４５以上であり、優れた特性が得られた。
一方、化成処理性の指標であるリン酸塩皮膜量が１．５ｇ／ｍ２以上であり、優れた化成処理性を示した鋼板もあれば、リン酸塩皮膜量が１．５ｇ／ｍ２未満の鋼板もあった。優れた化成処理性を示した鋼板のＡｌの含有量は０．３％以上の範囲であった。
【００２８】
非特許文献１には、化成処理性に優れる高強度冷延鋼板に関する記述があり、優れた化成処理性が得られるＳｉ含有量とＭｎ含有量の範囲が示されると共にその機構についての解明が図られている。
本発明者らが得た上記の鋼板のＳｉ、Ｍｎの含有量を非特許文献１に当てはめると、全ての鋼板の化成処理性が劣位となる範囲にあることが分かった。非特許文献１の記載事項と本発明者等の研究結果との差異は、両者のＡｌ濃度が大きく異なることに起因すると推測した。
【００２９】
そこで得られた鋼板の表面のＳｉ、Ｍｎ、およびＡｌの濃度を、加速電圧を１５ｋＶとしてＥＰＭＡによって定量分析した。その結果、ＳｉおよびＭｎの濃度は３．５％以下であったが、Ａｌ濃度は、鋼板に含有されるＡｌ量と一致した。このため、表面のＡｌ濃度と化成処理性の優劣との間に何らかの関係を見出すことはできなかった。
【００３０】
これは、ＥＰＭＡによる分析では、鋼板最表面から３μｍ程度の深さまでの領域全体の平均濃度が検出されることに起因する。しかし、Ａｌの濃度は、表面からの深さ３μｍ以下の浅い領域において何らかの差異があり、その差異が化成処理性に影響を及ぼすと推定した。
【００３１】
そこで、比較的短時間に複数元素の深さ方向の濃度変化を測定でき、かつ信頼性も高い手段として、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）を用いることが最適ではないかと考えて分析を行った。
その結果、詳しくは実施例で述べるが、化成処理性（リン酸塩皮膜量）の優劣と、ＧＤＳによって求めた表面直下のＡｌの最大濃度との間に明確な相関関係があることを見出した。
【００３２】
Ａｌの含有量が０．３％以上の場合に、非特許文献１では化成処理性が劣ると評価されたＳｉ、Ｍｎ濃度であっても、優れた化成処理性が得られた理由は、製造条件にあると考えた。そして、上記の鋼片を様々な温度に加熱し、幾つかの圧延率で粗圧延し、次いでデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行って熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延の条件は上記と同様とした。
【００３３】
仕上げ圧延後の鋼板表面を観察した。また製造された熱延鋼板を酸洗し、酸洗後の鋼板表面を観察して、難酸洗部位（すなわち、鋼板表面にスケールが残存している部位）の有無を確認した。
酸洗は、８０℃に保持した３％ＨＣｌ水溶液に６０秒間浸漬して行った。酸洗後、鋼板を十分に水洗し、速やかに乾燥させた。
難酸洗部位が認められた鋼板（難酸洗鋼板と称す）、および認められなかった鋼板（健全鋼板と称す）の全てから試験片を採取し、化成処理性を評価した。なお、難酸洗鋼板については、スケールが残存していない部位を用いた。その結果、難酸洗鋼板の化成処理性は、同一組成の健全鋼板の化成処理性に比べて劣ることが判明した。
【００３４】
そこで、両者（すなわち、酸洗後の健全鋼板、および、酸洗後の難酸洗鋼板であってスケールの残存していない部位）について、ＧＤＳによって表面元素の分析を行い、表面から５００ｎｍまでの範囲において分析した。
その結果、表層に濃化しているＡｌの濃度の最大値が０．７５％以下である場合に優れた化成処理性が得られることを見出した。なお、別途、ＡＥＳを用いて分析した結果、表層に濃化しているＡｌはＡｌ２Ｏ３として存在していることを確認した。
【００３５】
そして難酸洗部位の発生を、鋼片の加熱温度と、予め測定しておいた粗圧延終了時点の温度（すなわちデスケーリング開始時の温度）とに照らし合わせて、難酸洗部位の発生の有無と製造条件との関連性について検討した。
その結果、難酸洗部位の発生と、鋼片の加熱温度条件および粗圧延終了温度条件の組み合わせとの間には関係があることを見出した。また難酸洗部位が発生しない温度条件と鋼片の化学成分との間にも一定の関係があることも見出した。
【００３６】
鋼片の加熱温度を下記Ｔ１以下とし、かつ粗圧延の終了温度を下記Ｔ２以下とすれば、難酸洗部位は発生せず、かつ化成処理性に優れる鋼板が得られる。これに対して、上記の温度条件を外れる場合には、化成処理性が劣位であることが明らかとなった。また、化学成分が本実施形態の範囲を外れる場合には、上記の温度条件を満たしていても、化成処理性が劣位であることも明らかとなった。
Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
式中の［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ鋼片中のＳｉ含有量（質量％）および鋼片中のＡｌ含有量（質量％）を表す。
【００３７】
鋼片中のＳｉ含有量とＡｌ含有量から算出される鋼片加熱温度の上限値及び粗圧延終了温度の上限値と、難酸洗部位発生の有無との間に関係があることについては、必ずしも明らかとはなっていないが、次のように推測している。
【００３８】
粗圧延後のデスケーリング工程において、スケールが残存すると、このスケール残存部位（デスケーリング不良部位）が、仕上げ圧延後の酸洗工程において、難酸洗部位となる。従って、デスケーリング工程におけるデスケーリング性に優れる場合、酸洗工程において難酸洗部位が発生し難く、酸洗性にも優れる。
鋼片中のＳｉおよびＡｌの両者はＦｅよりも易酸化元素であり、特に所定の温度以上に鋼片が加熱されると、Ｓｉはデスケーリング性（スケールの剥がれやすさ）を低下させることが広く知られている。しかし、Ｓｉと共にＡｌを含有していると、ＡｌはＳｉと地鉄の間に分布する傾向を有し、特にＳｉとＡｌの含有量が後述する本実施形態で規定の割合である場合には、Ｓｉスケールによるデスケーリング性の低下を緩和させる作用を発揮する。この作用は、加熱温度が、ＳｉとＡｌの両者の量から算出される温度（Ｔ１）以下の低温である場合に有効となる。
【００３９】
ＳｉとＡｌの両者の量から算出される温度（Ｔ１）以下の低温で鋼片を加熱し、次いで、一定量の温度低下を伴い、かつ圧延率が８０％以上である条件で粗圧延を行うと、一次スケールがデスケーリングに適するように破砕される。このため、粗圧延後に特別に加熱を行わなくとも、デスケーリング（スケールの除去）が行なわれる。粗圧延終了温度が所定の温度（Ｔ２）以下の低温である場合にデスケーリング性に問題が生じないのは、粗圧延時の温度低下幅を反映したものと考えられる。すなわち、粗圧延時の温度低下幅が大きいため、鋼の熱膨張係数とスケールの熱膨張係数との差により、温度変化によって熱応力が生じてスケールが剥がれやすくなったと考えられる。
【００４０】
本発明者等の実験において、粗圧延率と難酸洗部位発生の有無との間に関係が有ることも見出した。理由については必ずしも明らかとはなっていない。しかし、後述する実施例１に示されたように、粗圧延率を８０％以上とすることによって、難酸洗部位が発生しない熱延鋼板を製造できることが分かった。
【００４１】
また、前述したように、化学成分と製造条件を広範囲に変化させて行った実験において、化学成分と製造条件を後述する適切な範囲に制御して組み合わせると、優れた化成処理性も得られることを見出した。熱延及び酸洗後の鋼板の化成処理性と、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量との関係については次のように推定している。
酸洗後の鋼板表面には、図１に模式的に示すように２００〜５００ｎｍの厚さ範囲内でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの構成元素の酸化物が表面の一部に存在し、表面の残部にＣが濃化している。鋼板表面において、Ａｌを含有している酸化物（主にＡｌ２Ｏ３と考えられる）が、後述する所定の量よりも多く存在する場合には、化成処理液の濡れ性が悪く、これにより化成処理性が特に悪化すると考えられる。
【００４２】
本実施形態は、上記した研究に基づいて完成されており、以下に本実施形態の限定理由について説明する。
まず、鋼板の化学成分、及び鋼板表面のＡｌ濃度について説明する。
【００４３】
Ｃ：０．０５〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を確保し、またＤＰ組織を得るためには必須の元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強さが得られない。一方、Ｃが０．１２％を超えて含有されていると、溶接性が劣化する。そこでＣの含有量は０．０５〜０．１２％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６〜０．１０％であり、更に好ましくは０．０６５〜０．０９％である。
【００４４】
Ｓｉ：０．８〜１．２％
Ｓｉは、フェライト変態を促進する元素であるので、Ｃ含有量を適切に制御することによってＤＰ組織が得られ易くなる。しかし、Ｓｉは、熱延スケールの性状や化成処理性にも強く影響する。Ｓｉ含有量が０．８％未満では、フェライト相の確保が容易でない。また、Ｓｉスケールが部分的に（縞状、斑状に）生成して外観を著しく損ねる。これに対してＳｉ含有量が１．２％超では、化成処理性が大幅に低下する。そこでＳｉの含有量を０．８〜１．２％とする。また、特に高い穴広げ性が求められる場合には、Ｓｉ含有量を１．０％以上とすることが望ましい。
【００４５】
Ｍｎ：１．６〜２．２％
Ｍｎは、鋼板の強度確保には必須の元素であり、また焼き入れ性を高めてＤＰ鋼板の製造を容易にする。このために１．６％以上のＭｎを含有させることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．２％超では、板厚方向の偏析により、延性が劣位になったり、切断時に剪断面の性状を悪化させたりする恐れがある。このため、Ｍｎ含有量の上限を２．２％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７〜２．１％であり、より好ましくは、１．８〜２．０％である。
【００４６】
Ａｌ：０．３〜０．６％
Ａｌは、Ｓｉとともに本実施形態において最も重要な働きをする元素である。Ａｌはフェライト変態を促進する。またＡｌは、熱延スケールの形態を改善するため、粗圧延後のデスケーリングや熱延後の酸洗性にも影響する。Ａｌ含有量が０．３％未満では、Ｓｉスケールのデスケーリング性を改善する効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．６％超では、鋼片の加熱温度や粗圧延の条件を本実施形態の範囲内としても、Ａｌの酸化物自体が化成処理性の劣化に繋がるので好ましくない。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３５〜０．５５％である。
【００４７】
Ｐ：０．０００５〜０．０５％
Ｐは、固溶強化（粒界強化）元素として機能するが、不純物であるために偏析による加工性の劣化が危惧される。そこでＰ含有量を０．０５％以下にすることが必要である。Ｐ含有量は、０．０３％以下が好ましく、０．０２５％以下が更に好ましい。一方、Ｐ含有量を０．０００５％未満とするには、著しいコストの増加を伴う。
【００４８】
Ｓ：０．０００５〜０．００５％
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物を形成して機械的性質を劣化させるので、出来るだけＳ含有量を低減することが望ましい。しかし、０．００５％以下のＳの含有は許容出来る。一方、Ｓ含有量を０．０００５％未満とするには、著しいコストの増加を伴う。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
【００４９】
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、不純物であり、ＡｌＮなどの介在物を形成して加工性に影響を与える可能性がある。そこでＮ含有量の上限を０．０１％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下であり、より好ましくは０，００５％以下である。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、著しいコストの増加を伴う。
【００５０】
本実施形態に係る熱延鋼板では、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
【００５１】
Ｃｕ：０．００２〜２．０％
Ｃｕは、疲労特性を改善する効果を有するので、上記の範囲で含有してもよい。
【００５２】
Ｎｉ：０．００２〜１．０％
Ｎｉは、Ｃｕを含有する場合の熱間脆化の防止を目的に含有してもよい。Ｎｉ含有量は、Ｃｕ含有量の半分を目安とすればよい。
【００５３】
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｍｏ：０．００２〜１．０％、
Ｖ：０．００２〜０．２％、
Ｃｒ：０．００２〜１．０％、及び
Ｚｒ：０．００２〜０．２％から選択される１種または２種以上。
上記の元素は、固溶強化および析出強化により、鋼板の高強度化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。その効果が明瞭になる量を下限とし、効果が飽和する量を上限とする。
【００５４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％から選択されるいずれか一方又は両方。
ここで、ＲＥＭとは、希土類金属であり、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕから選択される１種以上である。
これらの元素は、非金属介在物の形態制御を通じて機械的性質の向上に寄与する。その効果は少なくとも０．０００５％以上で認められる。Ｃａの場合には、０．００５０％の含有量で効果が飽和し、ＲＥＭの場合には、含有量が０．０２００％で効果が飽和する。このためＣａ，ＲＥＭのいずれか一方又は両方を上記の範囲で含有してもよい。それぞれの含有量は、好ましくはＣａ：０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下であり、更に好ましくはＣａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下である。
【００５５】
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％
Ｂは、粒界の強化を通じて機械的性質を改善するとともに、焼き入れ性を向上させる働きがある。このためＢはマルテンサイト相の確保に有効である。その効果は、０．０００２％以上で認められ、０．００３０％で飽和する。そこで上記の範囲でＢを含有してもよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
【００５６】
酸洗後の表面から深さ（厚さ）５００ｎｍまでの範囲において、ＧＤＳにて検出されるＡｌの濃度の最大値：０．７５％以下
前記値が０．７５％超では、必要な化成処理性が得られない。前記値は、好ましくは０．６５％以下である。下限は特に規定されない。鋼板中のＡｌの平均濃度以下であっても何ら問題は無い。
【００５７】
なお、本実施形態において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料から混入する不可避的不純物は許容される。
ＧＤＳは市販の装置で、標準的な条件で行えばよい。ただし極表層の分析であるから、取り込み周期（サンプリング時間）を短くすることが好ましく、０．０５秒／回より短周期とすることが望ましい。
【００５８】
次に鋼板のミクロ組織について説明する。
本実施形態の熱延鋼板の金属組織は、基本的にはフェライト相とマルテンサイト相を含む二相組織である。詳細には、金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなる。
フェライト相の面積率を６０％以上、マルテンサイト相の面積率を１０％超、ベイナイト相の面積率を０〜５％未満とすることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強さ、２３％以上の伸び、および０．４５以上の疲労限度比を有する鋼板が得られる。またＸ線回折法で検出される残留オーステナイト相の面積率は、０〜１％未満であれば許容される。フェライト相の面積率は、好ましくは７０％以上であり、マルテンサイト相の面積率は、好ましくは１２％超であり、ベイナイト相の面積率は、好ましくは３％未満である。
【００５９】
鋼板表面から深さ（厚さ）２０μｍまでの範囲において、フェライト結晶粒の圧延方向の平均長さ：２０μｍ以下
プレス成形時の肌荒れ発生を抑制するには、鋼板の表面から深さ（厚さ）２０μｍまでの表層に存在するフェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であることが好ましい。そのためには、後述するように、粗圧延終了温度を９６０℃以下として、仕上げ圧延前のオーステナイト粒を粗大化させないことが有効である。
【００６０】
次に鋼板の製造方法について述べる。
鋼片は、常法の溶製及び鋳造によって製造される。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。
【００６１】
加熱温度（ＳＲＴ）：Ｔ１以下
粗圧延率：８０％以上
粗圧延終了温度：Ｔ２以下
ここで、Ｔ１，Ｔ２は、以下の式により算出される値である。
Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
なお、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ、鋼片中のＳｉ含有量（質量％）および鋼片中のＡｌ含有量（質量％）を表す。
鋼片をＴ１以下の加熱温度に加熱し、圧下率が８０％以上でありかつ最終温度がＴ２以下の条件で前記鋼片に対して粗圧延を行い、粗圧延材とする。
【００６２】
ＳＲＴは、一次スケールの形態を通じて粗圧延後のデスケーリング性に影響を与える。また、粗圧延率と粗圧延終了温度は、一次スケールの破砕状態を決定する最大の因子であり、粗圧延後のデスケーリング状態（デスケーリング不良部位の有無など）に影響する。デスケーリング不良部位は、酸洗後に難酸洗部位となるため、結果として、粗圧延率と粗圧延終了温度は、仕上げ圧延後の酸洗性に影響する。
特に成形時の耐肌荒れ性に優れた鋼板を製造するには、ＳＲＴを１２００℃未満とし、粗圧延の終了温度を９６０℃以下とすることが好ましい。実施例にて具体的に示すように、粗圧延終了温度を９６０℃以下とすることによって、成形時の耐肌荒れ性に優れた鋼板を得ることが出来る。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を細粒化することによって、この効果が得られると考えられる。
またＳＲＴを１２００℃以上とし、かつ粗圧延終了温度を９６０℃以下とするためには、粗圧延後に被圧延材（粗圧延材）をライン上に滞留させる必要があり、生産性を極めて低下させる。このため、ＳＲＴは、好ましくは１２００℃未満であり、更に好ましくは１１５０℃未満である。また粗圧延終了温度は、好ましくは９６０℃以下であり、更に好ましくは９５０℃以下である。
後述する仕上げ圧延を７００℃以上で終了させることができれば、ＳＲＴの下限および粗圧延の終了温度の下限は、特に限定されない。仕上げ圧延を７００℃以上で終了させることができる圧延設備の能力や仕様に応じて、ＳＲＴの下限および粗圧延の終了温度の下限は適宜決定される。
粗圧延率（粗圧延の圧下率）は、８０％以上であり、好ましくは８２％以上である。
これらの条件は、何れも実験的に見出されたものであり、その導出方法は実施例の中で詳しく述べる。
【００６３】
デスケーリング：
次いで、粗圧延材に対してデスケーリングを行う。
デスケーリングは、汎用的な装置で行うことが出来る。水圧、水量、スプレー開度、ノズル傾斜角、および鋼板とノズル距離などは、通常の熱延と同様に事業者が選択すればよい。例えば、水圧１０ＭＰａ、水量１．５リットル／秒、スプレー開度２５°、ノズル傾斜角１０°、鋼板とノズルの垂直距離２５０ｍｍなどが選択できる。
【００６４】
仕上げ温度（ＦＴ）：７００〜９５０℃
続いて仕上げ温度を７００〜９５０℃の範囲内とする条件で仕上げ圧延を行い、圧延板とする。
ＦＴは、７００℃以上とする必要がある。ＦＴが７００℃未満の場合、表層に粗大な結晶粒が形成され易くなり、疲労特性の低下が危惧される。また、冷却条件を工夫しても延性が十分に得られない恐れがある。一方、ＦＴが高過ぎる場合にも、結晶粒径が粗大となり、優れた機械的性質が得られないため好ましくない。そこで９５０℃をＦＴの上限とする。
特に強度及び延性の等方性に優れた鋼板を製造するためには、ＦＴを９００℃以下とすることが好ましい。ＦＴを９００℃以下とすることによって、圧延時に蓄積されたひずみエネルギーが出来るだけ高い状態からフェライト変態させることができ、より等方的な強度及び延性を有する鋼板を得ることができる。
【００６５】
熱間圧延後の冷却：
圧延終了後、まず５〜９０℃／ｓの平均冷却速度（ＣＲ１）で一次冷却を行う。一次冷却終了温度（ＭＴ）は５５０〜７５０℃とする。
ＣＲ１を５℃／s未満とすると、生産性を損なうので好ましくない。また結晶粒が粗大化して機械的性質の低下が懸念される。ＣＲ１を９０℃／ｓ超とすると、冷却が不均一となるので好ましくない。
生産性を損なうことなく滑らかな酸洗肌を有する鋼板が得られるようにするには、ＣＲ１は、好ましくは５０℃／ｓ以上であり、より好ましくは６０℃／ｓ以上である。水冷によって冷却することが好ましく、これによって圧延後におけるスケールの発生が抑制され、酸洗性が改善される。
ＭＴが７５０℃超の場合、粗大なマルテンサイト相が形成される恐れがあり、機械的性質の劣化が懸念される。一方、ＭＴが５５０℃未満の場合、必要なマルテンサイト相の分率が得られないため強度不足となる恐れがある。ＭＴは、好ましくは５８０〜７２０℃である。
【００６６】
次に、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度（ＣＲ２）で二次冷却を行う。二次冷却終了温度（ＭＴ２）を４５０〜７００℃とする。冷却手段として、空冷も選択出来る。
ＣＲ２が１５℃／ｓ超である場合や、ＭＴ２が７００℃超の場合、オーステナイト相へのＣの濃化が不十分となり、フェライト相との強度差の小さいマルテンサイト相が形成される恐れがある。このため、成形性が低下する恐れがある。ＭＴ２が４５０℃未満の場合、パーライト相の生成が懸念される。ＣＲ２は、好ましくは１０℃／ｓ以下であり、ＭＴ２は、好ましくは４８０〜６８０℃である。
【００６７】
上記に続いて、３０℃／s以上の平均冷却速度（ＣＲ３）で３次冷却を行う。冷却終了温度（ＣＴ）を２５０℃以下とする。ＣＲ３が３０℃／s未満の場合、パーライトの生成が抑制できない。またＣＴが２５０℃超の場合、生成したＭ相が焼き戻されることが懸念される。
ＣＲ３が大きすぎると、熱延鋼板の幅方向及び圧延方向の冷却が不均一になる恐れがあるため、上限を１００℃／sとすることが好ましい。ＣＲ３は、好ましくは４５〜９０℃／ｓであり、ＣＴは、好ましくは２００℃以下である。
冷却後は、常法にしたがって巻き取られる。
【００６８】
酸洗：
続いて、冷却後の熱延鋼板を酸洗し、鋼板表面のスケールを除去してもよい。
酸洗は、７０〜９０℃に保持したＨＣｌ水溶液中に浸漬して行う。ＨＣｌの濃度は２〜１０％とし、浸漬時間は１〜４分とする。温度が７０℃未満の場合や、濃度が２％未満の場合では、長い浸漬時間を要することになり、生産効率を損なう。
一方、温度が９０℃超の場合や、ＨＣｌの濃度が１０％超の場合では、酸洗後の表面粗度が低下するので好ましくない。
浸漬時間が１分未満の場合、スケールの除去が不完全となるので好ましくない。また浸漬時間が４分超の場合、生産効率を損なう。
【００６９】
酸洗後、加工などの工程を経て塗装の下地処理としての化成処理がなされる場合がある。本実施形態によれば、難酸洗部位の発生がなく、健全な化成処理膜を形成できる。
【実施例】
【００７０】
（実施例１）
表１に記載の化学成分を有する鋼片を加熱し、粗圧延し、次いでデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行った。粗圧延までの条件を表４に示す。また、粗圧延後のデスケーリング条件及び仕上げ圧延条件を、それぞれ表２、３に示す。なお、表３において、ＦＴは仕上げ温度を示し、ＣＲ１〜３はそれぞれ１〜３次冷却の冷却速度を示す。ＭＴ１、２はそれぞれ１、２次冷却の終了温度を示し、ＣＴは冷却終了温度を示す。
得られた熱延鋼板を酸洗した。酸洗は、８０℃に保持した３％ＨＣｌ水溶液に６０秒間浸漬して行った。酸洗後、十分に水洗し、速やかに乾燥させた。仕上げ圧延後の鋼板表面を観察するとともに、酸洗後の鋼板表面も観察することによって、難酸洗部位の有無を確認した。【００７１】
難酸洗部位が認められた鋼板、および認められなかった鋼板（健全鋼板と称す）の全てから試験片を採取し、化成処理を施し、化成処理性を評価した。
化成処理では、市販の化成処理剤を用いて５５℃で２分間焼付けて成膜した。目標の付着量は２ｇ／ｍ２とした。なお、処理液の調整や処理の方法は、メーカーの推奨条件に準拠して行った。
化成処理性の評価は、リン酸塩の皮膜量Ｗを測定して行い、皮膜量Ｗが１．５ｇ/ｍ２以上の場合を優と評価し、１．５ｇ/ｍ２未満の場合を劣と評価した。
その結果、難酸洗部位が認められた鋼板の化成処理性は、同一組成の健全鋼板の化成処理性に比べて劣ることが判明した。【００７２】
全ての鋼板について、酸洗後にＧＤＳによる表面元素の分析を行った。この表面分析は、ＪＯＢＩＮ  ＹＶＯＮ社製ＪＹ５０００ＲＦを用い、出力４０Ｗ、Ａｒ流圧７７５Ｐａ、サンプリング間隔は０．０４５秒で行った。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＡｌの元素のスペクトル波長は、それぞれ１５６ｎｍ、２８８ｎｍ、２５８ｎｍ、および３９６ｎｍである。表面から深さ（厚さ）５００ｎｍまでの範囲において、これら元素の濃度を測定した。
なお、難酸洗部位（スケールの残存部位）が発生した鋼板では、スケールの残存していない箇所（部位）から測定用のサンプルを採取し、ＧＤＳによるＡｌ量の測定及び化成処理性の評価を行った。
得られた結果を表４及び表５にまとめて示す。【００７３】
これら元素の濃度プロファイルと化成処理性の優劣について検討を行った。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの３元素の濃度と化成処理性の優劣との間には特定の関係は見出せなかった。しかし、Ａｌの濃度と化成処理性の優劣との間には関連性があり、Ａｌの最大濃度が０．７５％以下の鋼板では優れた化成処理性が得られることを見出した。
そして難酸洗部位の発生を、鋼片の加熱温度と、予め測定しておいた粗圧延終了時点の温度（すなわちデスケーリング開始時の温度）とに照らし合わせて、難酸洗部位の発生の有無と製造条件との関連性について検討を行った。その結果、難酸洗部位の発生と、鋼片の加熱温度条件および粗圧延終了温度条件の組み合わせとの間には関係があることを見出した。また難酸洗部位が発生しない温度条件と鋼片の化学成分との間にも一定の関係があることを見出した。【００７４】
まず鋼片の加熱温度について検討した。
難酸洗部位が無く、化成処理性にも優れ、かつＡｌの最大濃度が０．７５％以下であった試料Ｎｏ．１、２、４、９、１３、１５および１８を選択した。これら試料の実績値より、鋼片の加熱温度の上限が得られると考えて、鋼片の加熱温度の上限と化学成分との関係を詳細に検討した。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、およびＡｌは、鋼板の一次スケール形成に影響を与えることが知られている。これら元素から１つまたは２つを選択して、その濃度（質量％）を独立変数（Ｘ、またはＸ１、Ｘ２）とし、鋼片の加熱温度を従属変数（Ｙ）として、線形単回帰分析または線形多重回帰分析を行った。すなわち、Ｙ＝ａＸ＋ｂまたはＹ＝ｃＸ１＋ｄＸ２＋ｅの関係式が最小誤差（残差平方和）で成り立つときのａ及びｂ、またはｃ、ｄ、及びｅを求めた。【００７５】
その結果、独立変数として［Ｓｉ］、および［Ａｌ］の組み合わせを選択した場合に残差平方和が最小となることが分かった。すなわち、鋼片の加熱温度の上限値と、［Ｓｉ］および［Ａｌ］との間に最も強い相関があることが分かった。なお計算は市販の計算ソフトウエアにて行った。
得られた回帰式は、Ｙ＝１２０８＋３５［Ｓｉ］−６４［Ａｌ］であった。この式を基に、ｃ、ｄ、およびｅのフィッティングを行って上記の７つの試料の条件が全て満たされる温度式として、Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］を得た。【００７６】
次に、粗圧延の終了温度について検討した。
鋼片加熱温度と同様の手法で、同一の試料Ｎｏ．１、２、４、９、１３、１５および１８を選択した。これら試料の実績値より、粗圧延の終了温度の上限が得られると考えて、粗圧延の終了温度の上限と化学成分との関係を詳細に検討した。
上述したように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、およびＡｌについて単回帰分析を行い、続いて２元素を選択しての多重回帰分析を行った。その結果、鋼片の加熱温度の場合と同様に、独立変数として［Ｓｉ］および［Ａｌ］の組み合わせを選択した場合に最小の残差平方和が得られることが分かった。【００７７】
得られた回帰式は、Ｙ＝１０６８＋３２［Ｓｉ］−６６［Ａｌ］であった。この式を基に、フィッティングを行って上記の７つの試料の条件が全て満たされる温度式として、Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］を得た。
すなわち、鋼片の加熱温度をＴ１以下とし、かつ粗圧延の終了温度をＴ２以下とすれば、難酸洗部位は発生せず、化成処理性に優れる鋼板が得られるという結論に達した。【００７８】
鋼片の加熱温度及び粗圧延の終了温度のうち、いずれか一方又は両方が上記の温度条件を外れる場合（試料Ｎｏ．３、５、７、８、１１、１２および１７）、化成処理性が劣位であることが明らかとなった。また、化学成分が本実施形態にて規定された範囲を外れる場合（試料Ｎｏ．６）には、上記の温度条件を満たしていても、化成処理性が劣位であることも明らかとなった。
一方、上記の温度条件は満たしていても、粗圧延率が８０％未満である場合（試料Ｎｏ．１０および２０）には、恐らくスケール破砕が不十分なためにデスケーリング性が劣り、これにより難酸洗部位が発生し、また化成処理性が劣化したと判断される。【００７９】
表５は、表４の続きであり、引張強さ（σＢ）、伸び（εＢ）、穴広げ限界値（穴拡げ性）（λ）、および疲労限度比を示す。
引張強さと伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。詳細には、圧延方向に対して直角の方向が引張試験片の長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取した。そして、引張試験片の長手方向（圧延方向に対して直角の方向）に引張力を印加して、引張強さと伸びを測定した。
また、穴広げ限界値は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ  １００１−１９９６に準拠して測定した。試験片の寸法は１５０×１５０ｍｍであり、打抜き穴の大きさは１０ｍｍφであった。クリアランスを１２．５％として、６０°の円錐パンチで剪断面側から穴広げを行った。亀裂が板厚を貫通した時点の穴の内径ｄを求めた。穴広げ前の内径をｄ０とすると、以下の式から限界穴広げ値λ（％）を求めた。
限界穴広げ値λ（％）＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００
疲労限度比は、以下の手法により算出した。ＪＩＳ Ｚ ２２７５にて定められた１号試験片（ｂ＝１５ｍｍ、Ｒ＝３０ｍｍ）を、その長手方向が鋼板の圧延方向に対して垂直方向と平行になるように採取した。２５Ｈｚにて平面曲げ疲労試験を行い、得られた試験結果に基づいてＳ−Ｎ線図を作成した。得られたＳ−Ｎ線図において、１×１０７回における強度を疲労強度σＷとし、以下の式から疲労限度比を算出した。
疲労限度比＝σＷ／σＢ
以上の結果より、何れの特性についても、充分な特性が得られていることが分かった。穴広げ性については、Ｓｉ量を１％以上とすることによって、試料Ｎｏ．７〜２０に示されたように、特に穴広げ性に優れた鋼板が得られた。【００８０】
【表１】
2011062151.tif 000002
【００８１】
【表２】
2011062151.tif 000003
【００８２】
【表３】
2011062151.tif 000004
【００８３】
【表４】
2011062151.tif 000005
【００８４】
【表５】
2011062151.tif 000006
【００８５】
（実施例２）
表６に記載の化学成分を有する鋼片を加熱し、粗圧延し、次いでデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延の詳細な条件を表７に示し、鋼片の加熱から仕上げ圧延までの条件を表８に示す。デスケーリングの条件は、実施例１と同じとした。
得られた熱延鋼板を実施例１と同じ条件で酸洗した。仕上げ圧延後の鋼板表面を観察するとともに、酸洗後の鋼板表面も観察することによって、難酸洗部位の有無を確認した。
難酸洗部位が認められた鋼板、および認められなかった鋼板の全てから試験片を採取し、化成処理性を評価した。評価条件および評価基準は、実施例１と同じである。
ＧＤＳを用いて、鋼板表面から深さ（厚さ）５００ｎｍまでの範囲において、Ａｌ濃度の最大値の測定も行った。
また、引張強さ、伸び、穴広げ限界値、および疲労限度比を測定した。
得られた結果を表８及び表９にまとめて示す。【００８６】
いずれの鋼板も、強度、延性、穴広げ性、および疲労特性において、良好な特性を示した。
しかし、酸洗性、および化成処理性には、粗圧延条件による差異が認められた。詳細には、鋼片の加熱温度が本実施形態にて規定された範囲を外れる試料Ｎｏ．２２及び、粗圧延の終了温度が本実施形態にて規定された範囲を外れる試料Ｎｏ．２４、２６、および２８では、難酸洗部位が生じた。また化成処理性も劣位であった。【００８７】
【表６】
2011062151.tif 000007
【００８８】
【表７】
2011062151.tif 000008
【００８９】
【表８】
2011062151.tif 000009
【００９０】
【表９】
2011062151.tif 000010
【００９１】
（実施例３）
表１０に記載の化学成分を有する鋼片を加熱し、粗圧延し、次いでデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延の詳細な条件を表１１に示し、鋼片の加熱から仕上げ圧延までの条件を表１２に示す。粗圧延後のデスケーリング条件は、実施例１（表２に記載の条件）と同じとした。
仕上げ圧延後に、実施例１と同じ条件で酸洗して難酸洗部位の有無を確認した。その結果、いずれの鋼板においても、難酸洗部位は認められなかった。
また、実施例１と同じ条件で化成処理を行い、化成処理性の評価を行った。その結果、いずれの鋼板も「良」と評価された。
実施例１と同様に、ＧＤＳを用いて、鋼板表面から深さ（厚さ）５００ｎｍまでの範囲において、Ａｌ濃度の最大値（質量％）の測定を行った。また、引張強さ、伸び、穴広げ性、および疲労限度比も測定した。
得られた結果を表１３に示す。ここで、σＢ−Ｌ、εＢ−Ｌは、それぞれ圧延方向に対して平行な方向を引張方向として測定した引張強さと伸びである。また、σＢ−Ｃ、εＢ−Ｃは、それぞれ圧延方向に対して直角な方向を引張方向として測定した引張強さと伸びである。これらの測定値に基づいた異方性の指標として、ΔσＢ＝｜σＢ−Ｌ−σＢ−Ｃ｜、およびΔεＢ＝｜εＢ−Ｌ−εＢ−Ｃ｜も表１１に示す。これらは実施例１と同様の引張試験で求めた値である。
また、鋼板表面から深さ（厚さ）２０μｍまでの範囲におけるフェライト結晶粒の圧延方向の平均長さを測定した結果も表１１に示した。
粗圧延の終了温度を９６０℃以下とし、かつ仕上げ圧延温度を９００℃以下として作製された試料Ｎｏ．２、４、６、８、１１、１２、および１３では、引張強さの異方性が６ＭＰａ以下であり、かつ伸びの異方性が２％以下であった。このように引張強さ及び伸びの異方性が小さく、等方性に優れていることが分かった。また表面から深さ（厚さ）２０μｍまでの範囲におけるフェライト結晶粒の圧延方向の平均長さは２０μｍ以下であり、成形時の耐肌荒れ性に優れることがわかった。
一方、粗圧延の終了温度が９６０℃を超える試料Ｎｏ．１、５、および９では、表面から深さ（厚さ）２０μｍまでの範囲におけるフェライト結晶粒の圧延方向の平均長さは３０μｍ以上であり、成形時に肌荒れの発生が危惧される。
また、仕上げ圧延温度が９００℃超の試料Ｎｏ．３、７、９、および１０では、引張強さの異方性が２０ＭＰａ以上であり、また伸びの異方性が３．３％以上であった。このように引張強さ及び伸びの異方性が大きいため、成形用ブランクの採取自由度が強く制約されることが明らかである。【００９２】
【表１０】
2011062151.tif 000011
【００９３】
【表１１】
2011062151.tif 000012
【００９４】
【表１２】
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【００９５】
【表１３】
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【産業上の利用可能性】
【００９６】
本発明の一態様により、酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、および成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の提供が可能となる。特に、化成処理性に優れるため、表面に密着性に優れためっき層や塗膜を形成でき、優れた耐食性を実現できる。このため、腐食代の低減などを通じて使用板厚を減少させることが出来、車両質量の低減に寄与出来る。
さらに、穴広げ性にも優れるので、加工工程での制約が少なく、鋼板の適用可能範囲が広い。また鋼板の機械的性質の異方性が小さく、等方性であるため、ブランク採取を歩留まり良く行うことができる。このように成形性に優れるため、高強度鋼板であっても、種々の形状の部品への加工が可能である。また、疲労特性にも優れるため、足回り部品などの繰り返し応力が負荷される部材への適用も可能である。
また、表層の結晶粒が圧延方向に長大化することが抑制されるため、成形後の肌荒れの抑制も可能である。さらに酸洗性の向上により、滑らかな酸洗肌を有する鋼板を、生産性を低下させずに得ることも可能である。
従って、本発明の一態様に係る高強度熱延鋼板は、自動車などの輸送機器用の部材に広範囲に適用できるため、輸送機器の質量の低減に寄与できる。このため、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
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【手続補正書】
【提出日】平成23年8月11日(2011.8.11)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．８〜１．２％、
Ｍｎ：１．６〜２．２％、
Ａｌ：０．３０〜０．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、及び
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなり、
酸洗後の鋼板表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、グロー放電発光分光分析にて検出されるＡｌの最大濃度が０．７５質量％以下であることを特徴とする酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜２．０％、Ｎｉ：０．００２〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｍｏ：０．００２〜１．０％、Ｖ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．００２〜１．０％、Ｚｒ：０．００２〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、及びＢ：０．０００２〜０．００３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項３】
鋼板表面から厚さ２０μｍまでの範囲において、フェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板。
【請求項４】
鋼片をＴ１以下の加熱温度に加熱し、圧下率が８０％以上でありかつ最終温度がＴ２以下の条件で前記鋼片に対して粗圧延を行い、粗圧延材とする工程と、
前記粗圧延材に対してデスケーリングを行い、続いて仕上げ温度を７００〜９５０℃の範囲内とする条件で仕上げ圧延を行い、圧延板とする工程と、
前記圧延板を５〜９０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７５０℃まで冷却し、次に、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で４５０〜７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、
前記熱延鋼板を巻き取る工程を有することを特徴とする酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である請求項１〜３の何れか一項に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
ただし、Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
ここで、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ、鋼片中のＳｉ濃度（質量％）および鋼片中のＡｌ濃度（質量％）を表す。
【請求項５】
前記鋼片に対して粗圧延を行う工程において、前記鋼片の加熱温度を１２００℃未満とし、前記粗圧延の最終温度を９６０℃以下とし、
前記粗圧延材に対して仕上げ圧延する工程において、前記仕上げ温度を７００〜９００℃とすることを特徴とする請求項４に記載の酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１８】
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．８〜１．２％、Ｍｎ：１．６〜２．２％、Ａｌ：０．３０〜０．６％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、及びＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなるか、または前記金属組織は、６０面積％以上のフェライト相と１０面積％超のマルテンサイト相と５面積％未満のベイナイト相と０〜１面積％未満の残留オーステナイト相からなり、酸洗後の鋼板表面から厚さ５００ｎｍまでの範囲において、グロー放電発光分光分析にて検出されるＡｌの最大濃度が０．７５質量％以下である。
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板では、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜２．０％、Ｎｉ：０．００２〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｍｏ：０．００２〜１．０％、Ｖ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．００２〜１．０％、Ｚｒ：０．００２〜０．２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、及びＢ：０．０００２〜０．００３０％から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
鋼板表面から厚さ２０μｍまでの範囲において、フェライト結晶粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以下であってもよい。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法は、上記組成を有する鋼片をＴ１以下の加熱温度に加熱し、圧下率が８０％以上でありかつ最終温度がＴ２以下の条件で前記鋼片に対して粗圧延を行い、粗圧延材とする工程と、前記粗圧延材に対してデスケーリングを行い、続いて仕上げ温度を７００〜９５０℃の範囲内とする条件で仕上げ圧延を行い、圧延板とする工程と、前記圧延板を５〜９０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７５０℃まで冷却し、次に、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で４５０〜７００℃まで冷却し、更に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を巻き取る工程を有する。
ただし、Ｔ１＝１２１５＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
Ｔ２＝１０７０＋３５×［Ｓｉ］−７０×［Ａｌ］
ここで、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれ、鋼片中のＳｉ濃度（質量％）および鋼片中のＡｌ濃度（質量％）を表す。
本発明の一態様に係る酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、及び成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板の製造方法では、前記鋼片に対して粗圧延を行う工程において、前記鋼片の加熱温度を１２００℃未満とし、前記粗圧延の最終温度を９６０℃以下とし、前記粗圧延材に対して仕上げ圧延する工程において、前記仕上げ温度を７００〜９００℃としてもよい。
【国際調査報告】
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2011062151.tif 000017
2011062151.tif 000018
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